加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
【課題】延性、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．５％、Ｐ：０．００３〜０．１００％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５％を含有し、ＳｉとＡｌの含有量の合計が０．５〜３．０％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率でフェライトを２０％以上、焼戻しマルテンサイトを１０〜６０％、マルテンサイトを０〜１０％を含み、体積率で残留オーステナイトを３〜１０％含み、焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が３．０以下である金属組織を有する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．５％、Ｐ：０．００３〜０．１００％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５％を含有し、ＳｉとＡｌの含有量の合計が０．５〜３．０％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率でフェライトを２０％以上、焼戻しマルテンサイトを１０〜６０％、マルテンサイトを０〜１０％を含み、体積率で残留オーステナイトを３〜１０％含み、焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が３．０以下である金属組織を有する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、電気機器等の産業分野で使用される部材に好適な成形加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発化しつつある。しかしながら、鋼板の高強度化は延性の低下、即ち成形加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれている。
さらには、最近の自動車用材料についての耐食性向上の要求の高まりもあって、溶融亜鉛めっきを施した高張力鋼板の開発も盛んに行われている。
【０００３】
以上のような要求に対して、これまでにフェライト、マルテンサイト二相鋼（ＤＰ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織型高強度鋼板や複合組織型高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されてきた。
複合組織型高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関しては、例えば、特許文献１では多量のＳｉを添加することにより残留オーステナイトを確保し、高延性を達成する加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
しかし、これらＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼は、伸び特性には優れるものの穴拡げ性が劣るという問題がある。この穴拡げ性は、加工穴部を拡張してフランジ成形する際の加工性を示す指標であり、伸び特性とともに高強度鋼板に要求される重要な特性である。
【０００４】
伸びフランジ性（穴拡げ性）に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、特許文献２には、焼鈍均熱後、溶融亜鉛めっき浴までの間にＭｓ点以下まで強冷却して生成したマルテンサイトを再加熱し、焼戻しマルテンサイトとすることで穴拡げ性を向上させる技術が開示されている。しかし、この技術では、マルテンサイトを焼戻しマルテンサイトにすることにより穴拡げ性は向上するが、ＥＬが低いことが問題となる。
さらに、引張強度が９００ＭＰａを超えるような強度では、プレス成形時に曲げ成形による割れが問題になるケースが増加し、上記延性および伸びフランジ性と併せて、曲げ性も必要となる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平１１−２７９６９１号公報
【特許文献２】特開平６−９３３４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
以上のように、高強度鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板には優れた延性、伸びフランジ性および曲げ性が要求されるが、従来の鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板には、これらを全て高いレベルで兼ね備えるものは無かった。
したがって本発明の目的は、延性、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、上記した課題を解決し、延性、伸びフランジ性および曲げ性に優れた高強度鋼板と高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、鋼板の成分組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、合金元素の含有量と熱間圧延条件を最適化して、熱延鋼板をベイナイトとマルテンサイトを主体とした組織とし、この熱延鋼板または熱延鋼板を冷間圧延して得られた冷延鋼板を特定の条件で連続焼鈍する（溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、その後に溶融亜鉛めっきを施し、さらに必要に応じてめっき合金化処理を施す）ことで、面積率でフェライトを２０％以上、焼戻しマルテンサイトを１０〜６０％含み、体積率で残留オーステナイトを３〜１０％含み、焼戻しマルテンサイトとフェライトのビッカース硬度比が３．０以下、好ましくは２．０〜３．０である金属組織とすることにより、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を兼ね備えた高強度鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることが判った。一般に、残留オーステナイトが存在すると残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果により延性が向上する。しかし、歪の付加により残留オーステナイトが変態して生成するマルテンサイトは非常に硬質なものとなり、その結果、主相であるフェライトとの硬度差が大きくなり伸びフランジ性や曲げ性が低下することが知られている。本発明では、フェライトと残留オーステナイトとともに焼戻しマルテンサイトを共存させることにより、上記のような伸びフランジ性や曲げ性の低下を抑制し、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性が得られる。さらに、焼戻しマルテンサイトとフェライトの硬度比が曲げ特性に大きく影響し、高い曲げ性を達成するためには、その硬度比を３．０以下の範囲に制御することが重要であることが判った。
【０００８】
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、以下を要旨とするものである。
［1］Ｃ：０．０５〜０．３質量％、Ｓｉ：０．０１〜２．５質量％、Ｍｎ：０．５〜３．５質量％、Ｐ：０．００３〜０．１００質量％、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５質量％を含有し、ＳｉとＡｌの含有量の合計が０．５〜３．０質量％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率でフェライトを２０％以上、焼戻しマルテンサイトを１０〜６０％、マルテンサイトを０〜１０％を含み、体積率で残留オーステナイトを３〜１０％含み、焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が３．０以下である金属組織を有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
【０００９】
［2］上記［1］の高強度鋼板において、さらに、Ｃｒ：０．００５〜２．００質量％、Ｍｏ：０．００５〜２．００質量％、Ｖ：０．００５〜２．００質量％、Ｎｉ：０．００５〜２．００質量％、Ｃｕ：０．００５〜２．００質量％のなかから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
［3］上記［1］または［2］の高強度鋼板において、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０質量％のなかから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの高強度鋼板において、さらに、Ｂ：０．０００２〜０．００５質量％を含有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
［5］上記［1］〜［4］のいずれかの高強度鋼板において、さらに、Ｃａ：０．０００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５質量％のなかから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
【００１０】
［6］上記［1］〜［5］のいずれかの高強度鋼板において、焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が２．０〜３．０であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
［7］下地鋼板が上記［1］〜［6］のいずれかに記載の鋼板からなることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［8］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１１】
［9］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、この冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［10］上記［8］または［9］の製造方法において、熱間圧延工程では、Ａｒ３変態点以上の仕上圧延温度で圧延を終了した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００〜５５０℃で巻取ることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１２】
［11］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持し、しかる後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［12］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、この冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持し、しかる後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】
［13］上記［11］または［12］の製造方法において、熱間圧延工程では、Ａｒ３変態点以上の仕上圧延温度で圧延を終了した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００〜５５０℃で巻取ることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［14］上記［11］〜［13］のいずれかの製造方法において、溶融亜鉛めっきを施した後、めっき合金化処理を行うことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板は、高強度で且つ優れた成形加工性（延性、伸びフランジ性、曲げ性）を有する。このため、特に自動車用材料として、自動車の軽量化と衝突安全性向上を両立させ、自動車車体の高性能化に大きく寄与する。
また、本発明の製造方法によれば、上記のような優れた性能を有する鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
まず、本発明の鋼板およびこの鋼板の表面に溶融亜鉛めっき皮膜を有する溶融亜鉛めっき鋼板について、鋼の成分組成の限定理由について説明する。
・Ｃ：０．０５〜０．３質量％
Ｃはオーステナイトを安定化させる元素であり、フェライト以外の相を生成しやすくするため、鋼板強度を上昇させるとともに、組織を複合化してＴＳ−ＥＬバランスを向上させるために必要な元素である。Ｃ量が０．０５質量％未満では、製造条件の最適化を図ったとしてもフェライト以外の相の確保が難しく、ＴＳ×ＥＬが低下する。一方、Ｃ量が０．３質量％を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が劣化する。このような観点から、Ｃ量は０．０５〜０．３質量％、好ましくは０．０８〜０．１５質量％とする。
【００１６】
・Ｓｉ：０．０１〜２．５質量％
Ｓｉは鋼の強化に有効な元素である。また、フェライト生成元素であり、オーステナイト中のＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きを有する。Ｓｉ量が０．０１質量％未満ではそのような効果が十分に得られない。一方、Ｓｉを過剰に添加すると、延性や表面性状、溶接性が劣化する。このような観点から、Ｓｉ量は０．０１〜２．５質量％、好ましくは０．７〜２．０質量％とする。
・Ｍｎ：０．５〜３．５質量％
Ｍｎは鋼の強化に有効な元素であり、焼戻しマルテンサイト等の低温変態相の生成を促進する。このような効果は、Ｍｎ量が０．５質量％以上で認められる。一方、Ｍｎを３．５質量％を超えて過剰に添加すると、第二相分率の過剰な増加や固溶強化によるフェライトの延性劣化が著しくなり、成形性が低下する。このような観点から、Ｍｎ量は０．５〜３．５質量％、好ましくは１．５〜３．０質量％とする。
【００１７】
・Ｐ：０．００３〜０．１００質量％
Ｐは鋼の強化に有効な元素であり、この効果は０．００３質量％以上で得られる。しかし、Ｐを０．１００質量％を超えて過剰に添加すると粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。このような観点からＰ量は０．００３〜０．１００質量％とする。
・Ｓ：０．０２質量％以下
ＳはＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因になるので極力低い方が良いが、製造コストの面から０．０２質量％以下とする。
【００１８】
・Ａｌ：０．０１０〜１．５質量％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３．０質量％
Ａｌは脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。Ａｌ量が０．０１０質量％未満ではそのような効果が十分に得られないので、下限を０．０１０質量％とする。また、ＡｌはＳｉと同様にフェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きがある。このような効果はＡｌとＳｉの添加量の合計が０．５質量％未満では不十分であり、十分な延性が得られない。しかし、多量に添加すると連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり製造性を低下させる。このためＡｌ量の上限は１．５質量％、Ｓｉ量＋Ａｌ量の上限は３．０質量％とする。
【００１９】
本発明の高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成を基本成分とし、残部は鉄および不可避的不純物からなるが、所望の特性に応じて、以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
・Ｃｒ：０．００５〜２．００質量％、Ｍｏ：０．００５〜２．００質量％、Ｖ：０．００５〜２．００質量％、Ｎｉ：０．００５〜２．００質量％、Ｃｕ：０．００５〜２．００質量％のなかから選ばれる１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、低温変態相の生成を促進し、鋼の強化に有効に作用する。このような効果は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの各含有量が０．００５質量％以上で得られる。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの各含有量が２．００質量％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。このためＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量は、それぞれ０．００５〜２．００質量％とする。
【００２０】
・Ｔｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０質量％のなかから選ばれる１種または２種
Ｔｉ、Ｎｂは炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有する。このような効果は、Ｔｉ、Ｎｂの各含有量が０．０１質量％以上で認められる。一方、Ｔｉ、Ｎｂがそれぞれ０．２０質量％を超えて含有すると、過度に高強度化し、延性が低下する。このため、Ｔｉ、Ｎｂの含有量は、それぞれ０．０１〜０．２０質量％とする。
【００２１】
・Ｂ：０．０００２〜０．００５質量％
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制し、強度を上昇させる作用を有する。このような効果は、Ｂ量が０．０００２質量％以上で得られる。しかし、Ｂ量が０．００５質量％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。このためＢ量は０．０００２〜０．００５質量％とする。
・Ｃａ：０．０００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５質量％のなかから選ばれる１種または２種
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善する効果を有しており、このような効果はＣａ、ＲＥＭの各含有量が０．０００１質量％以上で得られる。しかし、過剰な添加は清浄度に悪影響を及ぼす恐れがある。このためＣａ、ＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０００１〜０．００５質量％とする。
【００２２】
次に、本発明の高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織の限定理由について説明する。
・フェライトの面積率：２０％以上
フェライトの面積率が２０％未満では、ＴＳとＥＬのバランスが低下する。このためフェライトの面積率は２０％以上とする。
・焼戻しマルテンサイトの面積率：１０〜６０％
焼戻しマルテンサイトとは、マルテンサイトをＡｃ１変態点以下の温度に加熱して得られる転位密度の高いフェライトとセメンタイトとの複合組織であり、鋼の強化に有効に働く。また、焼戻しマルテンサイトは、残留オーステナイトやマルテンサイトに比べて穴拡げ性への悪影響が小さく、顕著な穴拡げ性の低下なしに強度を確保するのに有効な金属相である。さらに、焼戻しマルテンサイトが残留オーステナイトやマルテンサイトと共存することにより、残留オーステナイトやマルテンサイトによる伸びフランジ性の低下も抑制される。焼戻しマルテンサイトの面積率が１０％未満ではそのような効果が十分に得られず、一方、６０％を超えるとＴＳとＥＬのバランスが低下する。このため焼戻しマルテンサイトの面積率は１０〜６０％とする。
【００２３】
・マルテンサイトの面積率：０〜１０％
マルテンサイト相は鋼の高強度化には有効に働くが、面積率が１０％を超えて過剰に存在すると伸びフランジ性が顕著に低下する。このためマルテンサイトの面積率は１０％以下とする。マルテンサイトを全く含まず、その面積率が０％でも本発明の効果には影響を及ぼさず問題はない。
・残留オーステナイトの体積率：３〜１０％
残留オーステナイトは鋼の強化に寄与するだけでなく、鋼のＴＳとＥＬのバランスの向上に有効に働く。このような効果は体積率が３％以上で得られる。一方、残留オーステナイト相は加工によりマルテンサイトに変態し、伸びフランジ性が低下する。残留オーステナイトの体積率が１０％を超えると伸びフランジ性および曲げ性が顕著に低下する。このため残留オーステナイトの体積率は３〜１０％とする。
【００２４】
本発明の高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上述したフェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト、残留オーステナイト以外の金属相としてパーライト、ベイナイトの１種または２種を含む可能性があるが、上記した相構成を満たしていれば問題はない。但し、延性および伸びフランジ性確保の観点からは、パーライトの面積率は３％以下とすることが望ましい。
・焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）：３．０以下、好ましくは２．０〜３．０
焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が３．０超では曲げ性が低下するので、硬度比（ｍ）／（ｆ）は３．０以下とする。一方、硬度比（ｍ）／（ｆ）が２．０未満では強度確保が難しくなる傾向があり、ＴＳとＥＬおよび曲げ性のバランスの観点から、硬度比（ｍ）／（ｆ）は２．０〜３．０とすることが好ましい。
【００２５】
次に、本発明の高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造条件について説明する。
本発明の鋼板を製造する場合、上述したような成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法などにより鋼スラブとする。この鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、或いはさらに冷間圧延を施して冷延鋼板とし、前記熱延鋼板または冷延鋼板に連続焼鈍を施す。また、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、この連続焼鈍後、溶融亜鉛めっきを施し、さらに必要に応じて、亜鉛めっきの合金化処理を施す。このような溶融亜鉛めっき鋼板の製造では、上記連続焼鈍を連続溶融亜鉛めっきラインで行ってもよい。
【００２６】
・熱間圧延条件
鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とする。熱延鋼板（または熱延鋼板を冷間圧延して得られた冷延鋼板）に焼鈍を施す際、Ａｃ１変態点以上に加熱することによりオーステナイトが生成する。特に熱延板組織におけるベイナイトやマルテンサイトなどの位置から優先的に生成するが、熱延鋼板の組織でベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％未満であると、焼鈍時のオーステナイトの生成が不均一となり、鋳造時にＭｎ等の合金元素が偏析したような位置から優先的にオーステナイトが生成するようになる。焼鈍時に生成したオーステナイトは、その後の冷却、再加熱処理により一部が焼戻しマルテンサイトになるが、上記のように不均一に生成したオーステナイトは冷却時にマルテンサイト変態が起こりにくい、或いは再加熱による焼戻しが起こりにくいなどの理由から、本発明における最終組織を得ることが困難となる。このため、熱延鋼板のベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計を８０％以上とする。
【００２７】
以上のような熱延鋼板の金属組織を得るために、熱間圧延では、Ａｒ３変態点以上の仕上圧延温度で圧延を終了した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００〜５５０℃で巻取ることが好ましい。
仕上げ圧延終了温度がＡｒ３点未満或いは圧延後の平均冷却速度が５０℃／秒未満では、圧延中または冷却中に過度にフェライトが生成して、熱延板組織をベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上とすることが困難となる。また、巻取り温度が５５０℃を超えると、巻取り後にフェライトやパーライトが生成し、熱延板組織をベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上とすることが困難となる。また、巻取り温度が３００℃未満では、熱延鋼板の形状が悪化したり、熱延鋼板の強度が過度に上昇し、冷間圧延が困難となる。
【００２８】
・連続焼鈍条件
熱延鋼板またはこの熱延鋼板を冷間圧延して得られた冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持する。
連続焼鈍の加熱温度が７５０℃未満或いは保持時間が１０秒未満では、焼鈍時のオーステナイトの生成が不十分となり、焼鈍冷却後に十分な量の低温変態相が確保できなくなる。また、加熱温度が９００℃を超えると最終組織で２０％以上のフェライトを確保することが困難となる。保持時間の上限は特に規定しないが、６００秒以上の保持は効果が飽和する上、コストアップにつながるので、保持時間は６００秒未満とすることが好ましい。
【００２９】
７５０℃からの平均冷却速度が１０℃／秒未満ではパーライトが生成し、延性および穴拡げ性が低下する。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、冷却速度が速すぎると鋼板形状が悪化したり、冷却到達温度の制御が困難となるため、２００℃／秒以下とすることが好ましい。冷却到達温度は本発明で最も重要な条件の一つである。冷却停止時にはオーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、残りは未変態のオーステナイトとなる。そこから再加熱した後（さらに必要に応じて、めっき処理またはめっき・合金化処理した後）、室温まで冷却することで、マルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、未変態オーステナイトは残留オーステナイトまたはマルテンサイトとなる。焼鈍からの冷却到達温度が低いほど、冷却中に生成するマルテンサイト量が増加し、未変態オーステナイト量が減少するため、冷却到達温度の制御により、最終的なマルテンサイトおよび残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトの量（面積率又は体積率）が決定される。冷却到達温度が３５０℃を超えると、冷却停止時のマルテンサイト変態が不十分で未変態オーステナイト量が多くなり、最終的なマルテンサイトまたは残留オーステナイトが過剰に生成し、穴拡げ性を低下させる。一方、冷却到達温度が１００℃未満では、冷却中にオーステナイトがほとんどマルテンサイトに変態して未変態オーステナイト量が減少し、３％以上の残留オーステナイトが得られない。このため冷却到達温度は１００〜３５０℃の範囲とする。
【００３０】
１００〜３５０℃の温度域まで冷却した後、３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持することで、前記冷却時に生成したマルテンサイトが焼戻されて焼戻しマルテンサイトとなり、これにより穴拡げ性が向上し、さらに前記冷却時にマルテンサイトに変態しなかった未変態オーステナイトが安定化され、最終的に３％以上の残留オーステナイトが得られ、延性が向上する。再加熱保持による未変態オーステナイトの安定化のメカニズムについては詳細は不明であるが、未変態オーステナイトへのＣの濃化が進み、オーステナイトが安定化されるものと考えられる。再加熱温度が３５０℃未満ではマルテンサイトの焼戻しおよびオーステナイトの安定化が不十分となり、穴拡げ性および延性が低下する。また、再加熱温度が６００℃を超えると、冷却停止時の未変態オーステナイトがパーライトに変態し、最終的に３％以上の残留オーステナイトが得られなくなる。保持時間が１０秒未満ではオーステナイトの安定化が不十分となり、また６００秒を超えると冷却停止時の未変態オーステナイトがベイナイトに変態し、最終的に３％以上の残留オーステナイトが得られなくなる。このため再加熱温度は３５０〜６００℃の範囲とし、その温度域での保持時間は１０〜６００秒とする。
【００３１】
・溶融亜鉛めっき処理条件
溶融亜鉛めっき処理の条件は特に限定しないが、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）製造時は０．１２〜０．２２質量％、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）製造時は０．０８〜０．１８質量％の溶解Ａｌ量であって、浴温４４０〜５００℃のめっき浴で行うことが好ましく、鋼板をめっき浴中に侵入させた後、ガスワイピングなどでめっき付着量を調整する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造時には、めっき付着量の調整後、４５０〜６００℃まで加熱し、１〜３０秒保持する合金化処理を行う。
なお、溶融亜鉛めっき処理後の鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）には、形状矯正、表面粗度等の調整のため調質圧延を加えてもよい。また、樹脂または油脂コーティング、各種塗装等の処理を施してよい。
また、溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）の製造では、上述した熱延鋼板または冷延鋼板の連続焼鈍を、連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが好ましい。
【００３２】
その他の製造条件は特に限定するものではないが、以下に好適例を示す。
・鋳造条件
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法以外に、室温まで冷却することなく、温片のままで加熱炉に装入する、或いはわずかの保温をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延、直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００３３】
・熱間圧延条件
スラブ加熱温度は１１００℃以上が好ましい。エネルギー的には低温加熱が好ましいが、加熱温度が１１００℃未満では、炭化物が十分に固溶できなかったり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じやすい。なお、酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが望ましい。
また、スラブ加熱温度を低くした場合の熱間圧延時のトラブルを防止するために、シートバーを加熱するいわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。
【００３４】
なお、熱間圧延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は０．２５〜０．１０の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
熱延鋼板に冷間圧延を施す場合には、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去した後、冷間圧延に供して所定の板厚の冷延鋼板とする。酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものではなく、常法に従えばよい。冷間圧延の圧下率は４０％以上とすることが好ましい。
【実施例】
【００３５】
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を表２および表３に示す条件で板厚３．０ｍｍまで熱間圧延した。この熱延鋼板を酸洗後、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板とし、これを連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）において表２および表３に示す条件で連続焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施した。また、一部の実施例については、板厚２．３ｍｍまで熱間圧延した鋼板を酸洗し、この熱延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにおいて表３に示す条件で連続焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施した。溶融亜鉛めっき温度は４６０℃とし、めっき後、５２０℃で合金化処理を行い、平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。また、一部の実施例では、合金化処理を行わない溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっき付着量は片面当たり３５〜４５ｇ／ｍ２とした。また、一部の実施例（No.３６〜４２）については、上述した冷延鋼板、熱延鋼板を連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で連続焼鈍し、溶融亜鉛めっきを施すことなく製品鋼板とした。
【００３６】
得られた鋼板（非めっき鋼板）および溶融亜鉛めっき鋼板について、断面ミクロ組織、引張特性、伸びフランジ性（穴拡げ性）、曲げ性を測定・評価した。その結果を表４および表５に示す。
鋼板の断面ミクロ組織は、３％ナイタール溶液（３％硝酸＋エタノール）で組織を現出し、走査型電子顕微鏡で深さ方向板厚１／４位置を観察して、撮影した組織写真を用いて画像解析処理（この画像解析処理は市販の画像処理ソフトを用いることができる）を行い、フェライト相の面積分率を定量化した。マルテンサイト面積率、焼戻しマルテンサイト面積率は、組織の細かさに応じて１０００〜３０００倍の適切な倍率のＳＥＭ写真を撮影し、画像処理ソフトで定量化した。
【００３７】
残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
フェライトと焼戻しマルテンサイトの硬度は、マイクロビッカース硬度計を用い、荷重１ｇ、負荷時間１５ｓで測定した。それぞれの相の中央付近を１０粒子分測定し、平均値をその相の硬度とした。
また、熱延鋼板の断面ミクロ組織についても、３％ナイタール溶液（３％硝酸＋エタノール）で組織を現出し、走査型電子顕微鏡で深さ方向板厚１／４位置を観察して、撮影した組織写真を用いて画像解析処理を行い、ベイナイト相とマルテンサイト相の面積率を定量化し、それらの合計を求めた。
【００３８】
引張特性は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようサンプル採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行い、ＴＳ（引張強さ）、ＥＬ（伸び）を測定し、強度と伸びの積（ＴＳ×ＥＬ）で表される強度−伸びバランスの値を求めた。
伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準じた穴拡げ試験を行い、穴拡げ率λで評価した。
曲げ性は、圧延方向と直角方向に幅３０ｍｍ×長さ１２０ｍｍの短冊状の試験片を採取し、端部を表面粗さＲｙが１．６〜６．３ｓとなるように平滑にした後、押し曲げ法により９０°の曲げ角度で曲げ試験を行い、亀裂やネッキングの生じない最小の曲げ半径を限界曲げ半径Ｒとして評価した。
【００３９】
表４および表５によれば、本発明例は、いずれもＴＳ×ＥＬ：２１０００ＭＰａ・％以上、穴拡げ率λ：７０％以上、限界曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／t：１以下が達成され、優れた強度・延性バランス、伸びフランジ性および曲げ性が得られている。これに対して比較例は、ＴＳ×ＥＬ、穴拡げ率λ、比Ｒ／tの１つ以上が劣っており、本発明例のような優れた強度・延性バランス、伸びフランジ性および曲げ性を兼ね備えた性能は得られない。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】
【表５】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、電気機器等の産業分野で使用される部材に好適な成形加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発化しつつある。しかしながら、鋼板の高強度化は延性の低下、即ち成形加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれている。
さらには、最近の自動車用材料についての耐食性向上の要求の高まりもあって、溶融亜鉛めっきを施した高張力鋼板の開発も盛んに行われている。
【０００３】
以上のような要求に対して、これまでにフェライト、マルテンサイト二相鋼（ＤＰ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織型高強度鋼板や複合組織型高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されてきた。
複合組織型高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関しては、例えば、特許文献１では多量のＳｉを添加することにより残留オーステナイトを確保し、高延性を達成する加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
しかし、これらＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼は、伸び特性には優れるものの穴拡げ性が劣るという問題がある。この穴拡げ性は、加工穴部を拡張してフランジ成形する際の加工性を示す指標であり、伸び特性とともに高強度鋼板に要求される重要な特性である。
【０００４】
伸びフランジ性（穴拡げ性）に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、特許文献２には、焼鈍均熱後、溶融亜鉛めっき浴までの間にＭｓ点以下まで強冷却して生成したマルテンサイトを再加熱し、焼戻しマルテンサイトとすることで穴拡げ性を向上させる技術が開示されている。しかし、この技術では、マルテンサイトを焼戻しマルテンサイトにすることにより穴拡げ性は向上するが、ＥＬが低いことが問題となる。
さらに、引張強度が９００ＭＰａを超えるような強度では、プレス成形時に曲げ成形による割れが問題になるケースが増加し、上記延性および伸びフランジ性と併せて、曲げ性も必要となる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平１１−２７９６９１号公報
【特許文献２】特開平６−９３３４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
以上のように、高強度鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板には優れた延性、伸びフランジ性および曲げ性が要求されるが、従来の鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板には、これらを全て高いレベルで兼ね備えるものは無かった。
したがって本発明の目的は、延性、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、上記した課題を解決し、延性、伸びフランジ性および曲げ性に優れた高強度鋼板と高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、鋼板の成分組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、合金元素の含有量と熱間圧延条件を最適化して、熱延鋼板をベイナイトとマルテンサイトを主体とした組織とし、この熱延鋼板または熱延鋼板を冷間圧延して得られた冷延鋼板を特定の条件で連続焼鈍する（溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、その後に溶融亜鉛めっきを施し、さらに必要に応じてめっき合金化処理を施す）ことで、面積率でフェライトを２０％以上、焼戻しマルテンサイトを１０〜６０％含み、体積率で残留オーステナイトを３〜１０％含み、焼戻しマルテンサイトとフェライトのビッカース硬度比が３．０以下、好ましくは２．０〜３．０である金属組織とすることにより、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性を兼ね備えた高強度鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることが判った。一般に、残留オーステナイトが存在すると残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果により延性が向上する。しかし、歪の付加により残留オーステナイトが変態して生成するマルテンサイトは非常に硬質なものとなり、その結果、主相であるフェライトとの硬度差が大きくなり伸びフランジ性や曲げ性が低下することが知られている。本発明では、フェライトと残留オーステナイトとともに焼戻しマルテンサイトを共存させることにより、上記のような伸びフランジ性や曲げ性の低下を抑制し、高い延性、伸びフランジ性および曲げ性が得られる。さらに、焼戻しマルテンサイトとフェライトの硬度比が曲げ特性に大きく影響し、高い曲げ性を達成するためには、その硬度比を３．０以下の範囲に制御することが重要であることが判った。
【０００８】
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、以下を要旨とするものである。
［1］Ｃ：０．０５〜０．３質量％、Ｓｉ：０．０１〜２．５質量％、Ｍｎ：０．５〜３．５質量％、Ｐ：０．００３〜０．１００質量％、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５質量％を含有し、ＳｉとＡｌの含有量の合計が０．５〜３．０質量％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率でフェライトを２０％以上、焼戻しマルテンサイトを１０〜６０％、マルテンサイトを０〜１０％を含み、体積率で残留オーステナイトを３〜１０％含み、焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が３．０以下である金属組織を有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
【０００９】
［2］上記［1］の高強度鋼板において、さらに、Ｃｒ：０．００５〜２．００質量％、Ｍｏ：０．００５〜２．００質量％、Ｖ：０．００５〜２．００質量％、Ｎｉ：０．００５〜２．００質量％、Ｃｕ：０．００５〜２．００質量％のなかから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
［3］上記［1］または［2］の高強度鋼板において、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０質量％のなかから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの高強度鋼板において、さらに、Ｂ：０．０００２〜０．００５質量％を含有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
［5］上記［1］〜［4］のいずれかの高強度鋼板において、さらに、Ｃａ：０．０００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５質量％のなかから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
【００１０】
［6］上記［1］〜［5］のいずれかの高強度鋼板において、焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が２．０〜３．０であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
［7］下地鋼板が上記［1］〜［6］のいずれかに記載の鋼板からなることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［8］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１１】
［9］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、この冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［10］上記［8］または［9］の製造方法において、熱間圧延工程では、Ａｒ３変態点以上の仕上圧延温度で圧延を終了した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００〜５５０℃で巻取ることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１２】
［11］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持し、しかる後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［12］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、この冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持し、しかる後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】
［13］上記［11］または［12］の製造方法において、熱間圧延工程では、Ａｒ３変態点以上の仕上圧延温度で圧延を終了した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００〜５５０℃で巻取ることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［14］上記［11］〜［13］のいずれかの製造方法において、溶融亜鉛めっきを施した後、めっき合金化処理を行うことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板は、高強度で且つ優れた成形加工性（延性、伸びフランジ性、曲げ性）を有する。このため、特に自動車用材料として、自動車の軽量化と衝突安全性向上を両立させ、自動車車体の高性能化に大きく寄与する。
また、本発明の製造方法によれば、上記のような優れた性能を有する鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
まず、本発明の鋼板およびこの鋼板の表面に溶融亜鉛めっき皮膜を有する溶融亜鉛めっき鋼板について、鋼の成分組成の限定理由について説明する。
・Ｃ：０．０５〜０．３質量％
Ｃはオーステナイトを安定化させる元素であり、フェライト以外の相を生成しやすくするため、鋼板強度を上昇させるとともに、組織を複合化してＴＳ−ＥＬバランスを向上させるために必要な元素である。Ｃ量が０．０５質量％未満では、製造条件の最適化を図ったとしてもフェライト以外の相の確保が難しく、ＴＳ×ＥＬが低下する。一方、Ｃ量が０．３質量％を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が劣化する。このような観点から、Ｃ量は０．０５〜０．３質量％、好ましくは０．０８〜０．１５質量％とする。
【００１６】
・Ｓｉ：０．０１〜２．５質量％
Ｓｉは鋼の強化に有効な元素である。また、フェライト生成元素であり、オーステナイト中のＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きを有する。Ｓｉ量が０．０１質量％未満ではそのような効果が十分に得られない。一方、Ｓｉを過剰に添加すると、延性や表面性状、溶接性が劣化する。このような観点から、Ｓｉ量は０．０１〜２．５質量％、好ましくは０．７〜２．０質量％とする。
・Ｍｎ：０．５〜３．５質量％
Ｍｎは鋼の強化に有効な元素であり、焼戻しマルテンサイト等の低温変態相の生成を促進する。このような効果は、Ｍｎ量が０．５質量％以上で認められる。一方、Ｍｎを３．５質量％を超えて過剰に添加すると、第二相分率の過剰な増加や固溶強化によるフェライトの延性劣化が著しくなり、成形性が低下する。このような観点から、Ｍｎ量は０．５〜３．５質量％、好ましくは１．５〜３．０質量％とする。
【００１７】
・Ｐ：０．００３〜０．１００質量％
Ｐは鋼の強化に有効な元素であり、この効果は０．００３質量％以上で得られる。しかし、Ｐを０．１００質量％を超えて過剰に添加すると粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。このような観点からＰ量は０．００３〜０．１００質量％とする。
・Ｓ：０．０２質量％以下
ＳはＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因になるので極力低い方が良いが、製造コストの面から０．０２質量％以下とする。
【００１８】
・Ａｌ：０．０１０〜１．５質量％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３．０質量％
Ａｌは脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。Ａｌ量が０．０１０質量％未満ではそのような効果が十分に得られないので、下限を０．０１０質量％とする。また、ＡｌはＳｉと同様にフェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きがある。このような効果はＡｌとＳｉの添加量の合計が０．５質量％未満では不十分であり、十分な延性が得られない。しかし、多量に添加すると連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり製造性を低下させる。このためＡｌ量の上限は１．５質量％、Ｓｉ量＋Ａｌ量の上限は３．０質量％とする。
【００１９】
本発明の高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成を基本成分とし、残部は鉄および不可避的不純物からなるが、所望の特性に応じて、以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
・Ｃｒ：０．００５〜２．００質量％、Ｍｏ：０．００５〜２．００質量％、Ｖ：０．００５〜２．００質量％、Ｎｉ：０．００５〜２．００質量％、Ｃｕ：０．００５〜２．００質量％のなかから選ばれる１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、低温変態相の生成を促進し、鋼の強化に有効に作用する。このような効果は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの各含有量が０．００５質量％以上で得られる。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの各含有量が２．００質量％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。このためＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量は、それぞれ０．００５〜２．００質量％とする。
【００２０】
・Ｔｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０質量％のなかから選ばれる１種または２種
Ｔｉ、Ｎｂは炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有する。このような効果は、Ｔｉ、Ｎｂの各含有量が０．０１質量％以上で認められる。一方、Ｔｉ、Ｎｂがそれぞれ０．２０質量％を超えて含有すると、過度に高強度化し、延性が低下する。このため、Ｔｉ、Ｎｂの含有量は、それぞれ０．０１〜０．２０質量％とする。
【００２１】
・Ｂ：０．０００２〜０．００５質量％
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制し、強度を上昇させる作用を有する。このような効果は、Ｂ量が０．０００２質量％以上で得られる。しかし、Ｂ量が０．００５質量％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。このためＢ量は０．０００２〜０．００５質量％とする。
・Ｃａ：０．０００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５質量％のなかから選ばれる１種または２種
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善する効果を有しており、このような効果はＣａ、ＲＥＭの各含有量が０．０００１質量％以上で得られる。しかし、過剰な添加は清浄度に悪影響を及ぼす恐れがある。このためＣａ、ＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０００１〜０．００５質量％とする。
【００２２】
次に、本発明の高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織の限定理由について説明する。
・フェライトの面積率：２０％以上
フェライトの面積率が２０％未満では、ＴＳとＥＬのバランスが低下する。このためフェライトの面積率は２０％以上とする。
・焼戻しマルテンサイトの面積率：１０〜６０％
焼戻しマルテンサイトとは、マルテンサイトをＡｃ１変態点以下の温度に加熱して得られる転位密度の高いフェライトとセメンタイトとの複合組織であり、鋼の強化に有効に働く。また、焼戻しマルテンサイトは、残留オーステナイトやマルテンサイトに比べて穴拡げ性への悪影響が小さく、顕著な穴拡げ性の低下なしに強度を確保するのに有効な金属相である。さらに、焼戻しマルテンサイトが残留オーステナイトやマルテンサイトと共存することにより、残留オーステナイトやマルテンサイトによる伸びフランジ性の低下も抑制される。焼戻しマルテンサイトの面積率が１０％未満ではそのような効果が十分に得られず、一方、６０％を超えるとＴＳとＥＬのバランスが低下する。このため焼戻しマルテンサイトの面積率は１０〜６０％とする。
【００２３】
・マルテンサイトの面積率：０〜１０％
マルテンサイト相は鋼の高強度化には有効に働くが、面積率が１０％を超えて過剰に存在すると伸びフランジ性が顕著に低下する。このためマルテンサイトの面積率は１０％以下とする。マルテンサイトを全く含まず、その面積率が０％でも本発明の効果には影響を及ぼさず問題はない。
・残留オーステナイトの体積率：３〜１０％
残留オーステナイトは鋼の強化に寄与するだけでなく、鋼のＴＳとＥＬのバランスの向上に有効に働く。このような効果は体積率が３％以上で得られる。一方、残留オーステナイト相は加工によりマルテンサイトに変態し、伸びフランジ性が低下する。残留オーステナイトの体積率が１０％を超えると伸びフランジ性および曲げ性が顕著に低下する。このため残留オーステナイトの体積率は３〜１０％とする。
【００２４】
本発明の高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上述したフェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト、残留オーステナイト以外の金属相としてパーライト、ベイナイトの１種または２種を含む可能性があるが、上記した相構成を満たしていれば問題はない。但し、延性および伸びフランジ性確保の観点からは、パーライトの面積率は３％以下とすることが望ましい。
・焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）：３．０以下、好ましくは２．０〜３．０
焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が３．０超では曲げ性が低下するので、硬度比（ｍ）／（ｆ）は３．０以下とする。一方、硬度比（ｍ）／（ｆ）が２．０未満では強度確保が難しくなる傾向があり、ＴＳとＥＬおよび曲げ性のバランスの観点から、硬度比（ｍ）／（ｆ）は２．０〜３．０とすることが好ましい。
【００２５】
次に、本発明の高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造条件について説明する。
本発明の鋼板を製造する場合、上述したような成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法などにより鋼スラブとする。この鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、或いはさらに冷間圧延を施して冷延鋼板とし、前記熱延鋼板または冷延鋼板に連続焼鈍を施す。また、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、この連続焼鈍後、溶融亜鉛めっきを施し、さらに必要に応じて、亜鉛めっきの合金化処理を施す。このような溶融亜鉛めっき鋼板の製造では、上記連続焼鈍を連続溶融亜鉛めっきラインで行ってもよい。
【００２６】
・熱間圧延条件
鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とする。熱延鋼板（または熱延鋼板を冷間圧延して得られた冷延鋼板）に焼鈍を施す際、Ａｃ１変態点以上に加熱することによりオーステナイトが生成する。特に熱延板組織におけるベイナイトやマルテンサイトなどの位置から優先的に生成するが、熱延鋼板の組織でベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％未満であると、焼鈍時のオーステナイトの生成が不均一となり、鋳造時にＭｎ等の合金元素が偏析したような位置から優先的にオーステナイトが生成するようになる。焼鈍時に生成したオーステナイトは、その後の冷却、再加熱処理により一部が焼戻しマルテンサイトになるが、上記のように不均一に生成したオーステナイトは冷却時にマルテンサイト変態が起こりにくい、或いは再加熱による焼戻しが起こりにくいなどの理由から、本発明における最終組織を得ることが困難となる。このため、熱延鋼板のベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計を８０％以上とする。
【００２７】
以上のような熱延鋼板の金属組織を得るために、熱間圧延では、Ａｒ３変態点以上の仕上圧延温度で圧延を終了した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００〜５５０℃で巻取ることが好ましい。
仕上げ圧延終了温度がＡｒ３点未満或いは圧延後の平均冷却速度が５０℃／秒未満では、圧延中または冷却中に過度にフェライトが生成して、熱延板組織をベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上とすることが困難となる。また、巻取り温度が５５０℃を超えると、巻取り後にフェライトやパーライトが生成し、熱延板組織をベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上とすることが困難となる。また、巻取り温度が３００℃未満では、熱延鋼板の形状が悪化したり、熱延鋼板の強度が過度に上昇し、冷間圧延が困難となる。
【００２８】
・連続焼鈍条件
熱延鋼板またはこの熱延鋼板を冷間圧延して得られた冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持する。
連続焼鈍の加熱温度が７５０℃未満或いは保持時間が１０秒未満では、焼鈍時のオーステナイトの生成が不十分となり、焼鈍冷却後に十分な量の低温変態相が確保できなくなる。また、加熱温度が９００℃を超えると最終組織で２０％以上のフェライトを確保することが困難となる。保持時間の上限は特に規定しないが、６００秒以上の保持は効果が飽和する上、コストアップにつながるので、保持時間は６００秒未満とすることが好ましい。
【００２９】
７５０℃からの平均冷却速度が１０℃／秒未満ではパーライトが生成し、延性および穴拡げ性が低下する。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、冷却速度が速すぎると鋼板形状が悪化したり、冷却到達温度の制御が困難となるため、２００℃／秒以下とすることが好ましい。冷却到達温度は本発明で最も重要な条件の一つである。冷却停止時にはオーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、残りは未変態のオーステナイトとなる。そこから再加熱した後（さらに必要に応じて、めっき処理またはめっき・合金化処理した後）、室温まで冷却することで、マルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、未変態オーステナイトは残留オーステナイトまたはマルテンサイトとなる。焼鈍からの冷却到達温度が低いほど、冷却中に生成するマルテンサイト量が増加し、未変態オーステナイト量が減少するため、冷却到達温度の制御により、最終的なマルテンサイトおよび残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトの量（面積率又は体積率）が決定される。冷却到達温度が３５０℃を超えると、冷却停止時のマルテンサイト変態が不十分で未変態オーステナイト量が多くなり、最終的なマルテンサイトまたは残留オーステナイトが過剰に生成し、穴拡げ性を低下させる。一方、冷却到達温度が１００℃未満では、冷却中にオーステナイトがほとんどマルテンサイトに変態して未変態オーステナイト量が減少し、３％以上の残留オーステナイトが得られない。このため冷却到達温度は１００〜３５０℃の範囲とする。
【００３０】
１００〜３５０℃の温度域まで冷却した後、３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持することで、前記冷却時に生成したマルテンサイトが焼戻されて焼戻しマルテンサイトとなり、これにより穴拡げ性が向上し、さらに前記冷却時にマルテンサイトに変態しなかった未変態オーステナイトが安定化され、最終的に３％以上の残留オーステナイトが得られ、延性が向上する。再加熱保持による未変態オーステナイトの安定化のメカニズムについては詳細は不明であるが、未変態オーステナイトへのＣの濃化が進み、オーステナイトが安定化されるものと考えられる。再加熱温度が３５０℃未満ではマルテンサイトの焼戻しおよびオーステナイトの安定化が不十分となり、穴拡げ性および延性が低下する。また、再加熱温度が６００℃を超えると、冷却停止時の未変態オーステナイトがパーライトに変態し、最終的に３％以上の残留オーステナイトが得られなくなる。保持時間が１０秒未満ではオーステナイトの安定化が不十分となり、また６００秒を超えると冷却停止時の未変態オーステナイトがベイナイトに変態し、最終的に３％以上の残留オーステナイトが得られなくなる。このため再加熱温度は３５０〜６００℃の範囲とし、その温度域での保持時間は１０〜６００秒とする。
【００３１】
・溶融亜鉛めっき処理条件
溶融亜鉛めっき処理の条件は特に限定しないが、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）製造時は０．１２〜０．２２質量％、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）製造時は０．０８〜０．１８質量％の溶解Ａｌ量であって、浴温４４０〜５００℃のめっき浴で行うことが好ましく、鋼板をめっき浴中に侵入させた後、ガスワイピングなどでめっき付着量を調整する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造時には、めっき付着量の調整後、４５０〜６００℃まで加熱し、１〜３０秒保持する合金化処理を行う。
なお、溶融亜鉛めっき処理後の鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）には、形状矯正、表面粗度等の調整のため調質圧延を加えてもよい。また、樹脂または油脂コーティング、各種塗装等の処理を施してよい。
また、溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）の製造では、上述した熱延鋼板または冷延鋼板の連続焼鈍を、連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが好ましい。
【００３２】
その他の製造条件は特に限定するものではないが、以下に好適例を示す。
・鋳造条件
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法以外に、室温まで冷却することなく、温片のままで加熱炉に装入する、或いはわずかの保温をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延、直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００３３】
・熱間圧延条件
スラブ加熱温度は１１００℃以上が好ましい。エネルギー的には低温加熱が好ましいが、加熱温度が１１００℃未満では、炭化物が十分に固溶できなかったり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じやすい。なお、酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが望ましい。
また、スラブ加熱温度を低くした場合の熱間圧延時のトラブルを防止するために、シートバーを加熱するいわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。
【００３４】
なお、熱間圧延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は０．２５〜０．１０の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
熱延鋼板に冷間圧延を施す場合には、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去した後、冷間圧延に供して所定の板厚の冷延鋼板とする。酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものではなく、常法に従えばよい。冷間圧延の圧下率は４０％以上とすることが好ましい。
【実施例】
【００３５】
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を表２および表３に示す条件で板厚３．０ｍｍまで熱間圧延した。この熱延鋼板を酸洗後、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板とし、これを連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）において表２および表３に示す条件で連続焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施した。また、一部の実施例については、板厚２．３ｍｍまで熱間圧延した鋼板を酸洗し、この熱延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにおいて表３に示す条件で連続焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施した。溶融亜鉛めっき温度は４６０℃とし、めっき後、５２０℃で合金化処理を行い、平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。また、一部の実施例では、合金化処理を行わない溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっき付着量は片面当たり３５〜４５ｇ／ｍ２とした。また、一部の実施例（No.３６〜４２）については、上述した冷延鋼板、熱延鋼板を連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で連続焼鈍し、溶融亜鉛めっきを施すことなく製品鋼板とした。
【００３６】
得られた鋼板（非めっき鋼板）および溶融亜鉛めっき鋼板について、断面ミクロ組織、引張特性、伸びフランジ性（穴拡げ性）、曲げ性を測定・評価した。その結果を表４および表５に示す。
鋼板の断面ミクロ組織は、３％ナイタール溶液（３％硝酸＋エタノール）で組織を現出し、走査型電子顕微鏡で深さ方向板厚１／４位置を観察して、撮影した組織写真を用いて画像解析処理（この画像解析処理は市販の画像処理ソフトを用いることができる）を行い、フェライト相の面積分率を定量化した。マルテンサイト面積率、焼戻しマルテンサイト面積率は、組織の細かさに応じて１０００〜３０００倍の適切な倍率のＳＥＭ写真を撮影し、画像処理ソフトで定量化した。
【００３７】
残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
フェライトと焼戻しマルテンサイトの硬度は、マイクロビッカース硬度計を用い、荷重１ｇ、負荷時間１５ｓで測定した。それぞれの相の中央付近を１０粒子分測定し、平均値をその相の硬度とした。
また、熱延鋼板の断面ミクロ組織についても、３％ナイタール溶液（３％硝酸＋エタノール）で組織を現出し、走査型電子顕微鏡で深さ方向板厚１／４位置を観察して、撮影した組織写真を用いて画像解析処理を行い、ベイナイト相とマルテンサイト相の面積率を定量化し、それらの合計を求めた。
【００３８】
引張特性は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようサンプル採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行い、ＴＳ（引張強さ）、ＥＬ（伸び）を測定し、強度と伸びの積（ＴＳ×ＥＬ）で表される強度−伸びバランスの値を求めた。
伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準じた穴拡げ試験を行い、穴拡げ率λで評価した。
曲げ性は、圧延方向と直角方向に幅３０ｍｍ×長さ１２０ｍｍの短冊状の試験片を採取し、端部を表面粗さＲｙが１．６〜６．３ｓとなるように平滑にした後、押し曲げ法により９０°の曲げ角度で曲げ試験を行い、亀裂やネッキングの生じない最小の曲げ半径を限界曲げ半径Ｒとして評価した。
【００３９】
表４および表５によれば、本発明例は、いずれもＴＳ×ＥＬ：２１０００ＭＰａ・％以上、穴拡げ率λ：７０％以上、限界曲げ半径Ｒと板厚ｔの比Ｒ／t：１以下が達成され、優れた強度・延性バランス、伸びフランジ性および曲げ性が得られている。これに対して比較例は、ＴＳ×ＥＬ、穴拡げ率λ、比Ｒ／tの１つ以上が劣っており、本発明例のような優れた強度・延性バランス、伸びフランジ性および曲げ性を兼ね備えた性能は得られない。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】
【表５】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．３質量％、Ｓｉ：０．０１〜２．５質量％、Ｍｎ：０．５〜３．５質量％、Ｐ：０．００３〜０．１００質量％、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５質量％を含有し、ＳｉとＡｌの含有量の合計が０．５〜３．０質量％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率でフェライトを２０％以上、焼戻しマルテンサイトを１０〜６０％、マルテンサイトを０〜１０％を含み、体積率で残留オーステナイトを３〜１０％含み、焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が３．０以下である金属組織を有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、Ｃｒ：０．００５〜２．００質量％、Ｍｏ：０．００５〜２．００質量％、Ｖ：０．００５〜２．００質量％、Ｎｉ：０．００５〜２．００質量％、Ｃｕ：０．００５〜２．００質量％のなかから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０質量％のなかから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
さらに、Ｂ：０．０００２〜０．００５質量％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
さらに、Ｃａ：０．０００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５質量％のなかから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が２．０〜３．０であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項７】
下地鋼板が請求項１〜６のいずれかに記載の鋼板からなることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、この冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項１０】
熱間圧延工程では、Ａｒ３変態点以上の仕上圧延温度で圧延を終了した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００〜５５０℃で巻取ることを特徴とする請求項８または９に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持し、しかる後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、この冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持し、しかる後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
熱間圧延工程では、Ａｒ３変態点以上の仕上圧延温度で圧延を終了した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００〜５５０℃で巻取ることを特徴とする請求項１１または１２に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１４】
溶融亜鉛めっきを施した後、めっき合金化処理を行うことを特徴とする請求項１１〜１３のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．３質量％、Ｓｉ：０．０１〜２．５質量％、Ｍｎ：０．５〜３．５質量％、Ｐ：０．００３〜０．１００質量％、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５質量％を含有し、ＳｉとＡｌの含有量の合計が０．５〜３．０質量％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率でフェライトを２０％以上、焼戻しマルテンサイトを１０〜６０％、マルテンサイトを０〜１０％を含み、体積率で残留オーステナイトを３〜１０％含み、焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が３．０以下である金属組織を有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、Ｃｒ：０．００５〜２．００質量％、Ｍｏ：０．００５〜２．００質量％、Ｖ：０．００５〜２．００質量％、Ｎｉ：０．００５〜２．００質量％、Ｃｕ：０．００５〜２．００質量％のなかから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．２０質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０質量％のなかから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
さらに、Ｂ：０．０００２〜０．００５質量％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
さらに、Ｃａ：０．０００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５質量％のなかから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
焼戻しマルテンサイトのビッカース硬度（ｍ）とフェライトのビッカース硬度（ｆ）の比（ｍ）／（ｆ）が２．０〜３．０であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項７】
下地鋼板が請求項１〜６のいずれかに記載の鋼板からなることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、この冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項１０】
熱間圧延工程では、Ａｒ３変態点以上の仕上圧延温度で圧延を終了した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００〜５５０℃で巻取ることを特徴とする請求項８または９に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持し、しかる後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して、ベイナイトとマルテンサイトの面積率の合計が８０％以上の金属組織を有する熱延鋼板とし、この熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、この冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、７５０〜９００℃まで加熱して１０秒以上保持した後、７５０℃から１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜３５０℃の温度域まで冷却し、次いで３５０〜６００℃まで再加熱して１０〜６００秒保持し、しかる後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
熱間圧延工程では、Ａｒ３変態点以上の仕上圧延温度で圧延を終了した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００〜５５０℃で巻取ることを特徴とする請求項１１または１２に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１４】
溶融亜鉛めっきを施した後、めっき合金化処理を行うことを特徴とする請求項１１〜１３のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【公開番号】特開２０１０−２７５６２７（Ｐ２０１０−２７５６２７Ａ）
【公開日】平成２２年１２月９日（２０１０．１２．９）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−３８０３５（Ｐ２０１０−３８０３５）
【出願日】平成２２年２月２４日（２０１０．２．２４）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２２年１２月９日（２０１０．１２．９）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年２月２４日（２０１０．２．２４）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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